亚共晶Al-Fe合金在均质化过程中的相变及其力学性能演变

《Materials Characterization》：Phase transformation and mechanical properties evolution of hypoeutectic Al Fe alloy during homogenization

Al-Fe合金通过快速冷却制备，发现大量不连续的Al6Fe相分布在晶界，经均匀化处理转变为Al3Fe相，显著提升合金延伸率并降低抗拉强度。均匀化过程中Al6Fe相通过颈部收缩、断裂和溶解机制逐步溶解，并在530-580℃形成Al3Fe相核，580-630℃完成生长。处理温度和时间影响相变进程，480℃保温8小时消除枝晶偏析，强度下降2.5MPa，延伸率提升至37.2%。继续升高温度和时间，Al3Fe杆状相增多，强度回升但延伸率下降。该研究揭示了非平衡凝固Al-Fe合金中异相转变机制及其对导电材料性能的影响。

　　

唐浩清|李红英|戴汉芳|赵京伟|胡向华|唐林志|肖翔|姜彦斌|杨启峰|李华斌

中南大学材料科学与工程学院，中国长沙410083

摘要

通过快速凝固铸造制备了一种亚共晶Al₆Fe合金，并研究了合金在均质化过程中的微观结构和力学性能变化。结果表明，在铸态合金中，大量的Al₆Fe相不连续地分布在晶界上，而粗大的棒状Al-Al₆Fe共晶结构则分布在晶界交叉处。在合金的均质化过程中，Al₆Fe向Al₃Fe的相变通过溶解-析出机制发生，包括Al-Al₆Fe共晶的逐渐溶解和Al₃Fe相的析出。Al₆Fe相在共晶结构中的溶解过程包括颈缩、破碎和溶解。相变始于530°C，在530至580°C之间以Al₃Fe相的形成为特征，而在580至630°C之间则以Al₃Fe相的生长为特征。与铸态合金相比，经过480°C下8小时的均质化处理后，合金的伸长率显著增加，而极限抗拉强度略有下降，这是由于枝晶偏析的消除和残余应力的缓解。随着均质化温度和时间的增加，极限抗拉强度逐渐提高，而伸长率逐渐降低，这归因于Al₆Fe相向棒状Al₃Fe相的转变。

引言

Al₆Fe合金以及其他8xxx系列铝合金（如AA8030和AA8176）因其低成本、低密度、优异的导电性、抗蠕变性、耐腐蚀性和耐热性而被广泛用于电缆导体材料[1]、[2]、[3]、[4]、[5]。Al₆Fe合金导体通常通过直接铸造（DC）坯料或锭材的热挤压和连续冷拉变形来生产[6]、[7]。为了提高铝导体的质量和生产效率，并确保加工的连续性，坯料或锭材需要具备优异的强度、塑性和加工性能。然而，坯料或锭材的性能与其微观结构密切相关。

由于Fe在Al中的溶解度较低[8]、[9]，Fe倾向于与Al结合形成粗大的含Fe金属间相，如Al₃Fe和Al₆Fe[10]、[11]，这些相显著恶化了合金的微观结构和性能。罗等人[12]研究了铸态Al-5wt%Fe合金的微观结构和力学性能，发现沿α-Al晶粒分布着片状、爪状和花状的初级Al₃Fe相以及共晶Al₃Fe相。铸态合金的极限抗拉强度（UTS）约为85 MPa，伸长率（EI）约为3.7%。梁等人[11]、[13]研究了铸态Al-2wt%Fe合金的微观结构，发现该合金主要由平均长度为72.53 μm的片状或棒状Al-Al₃Fe共晶结构组成，其UTS为92 MPa，EI为17.5%。史等人[14]观察到Al-1wt%Fe合金主要由沿晶界分布的Al₃Fe和Al₆Fe相组成，其力学性能为UTS 85 MPa，EI 25%。姜等人[15]研究了铸态AA8176（Al-0.5wt%Fe）铝合金的微观结构和性能，观察到粗大的Al₁₃Fe₄相呈现羽毛状或针状形态。铸态合金的UTS为91 MPa，EI为26.5%。因此，铸态Al₆Fe合金的力学性能取决于含Fe相的类型、形态、尺寸和体积分数。

商业上，DC铸造的坯料或锭材通常在挤压前进行均质化处理，以提高可加工性和力学性能[7]、[16]。对于Al₆Fe导体合金的工业生产，非平衡凝固会导致亚稳态Al₆Fe共晶相的形成。均质化处理可以消除枝晶偏析，并实现从非平衡亚稳态共晶相到平衡Al₃Fe相的转变，从而改变合金的微观结构和力学性能[17]、[18]、[19]。Arbeiter等人[20]研究了在600°C下均质化的二元Al₆Fe合金中亚稳态Al₆Fe相向平衡Al₃Fe相的转变，发现大部分Al₆Fe相在12小时后发生转变，24小时后完全转化。Shakiba等人[7]研究了均质化处理对稀Al-Fe-Si合金微观结构的影响，发现Al_mFe在550°C下均质化6小时后完全转化为Al₃Fe，而Al₆Fe则需要590°C才能完全转化。Lendvai[21]研究了DC铸造Al-0.5Fe合金在均质化过程中的相变，发现亚稳态初级相（Al_xFe、Al₆Fe和Al_mFe）在550–560°C下转化为平衡Al₃Fe相。如上所述，不同的含Fe相对合金的性能有不同的影响。然而，关于Al₆Fe合金均质化的研究主要集中在相变的温度和时间上。目前仍缺乏对共晶结构和亚稳态相的特定溶解路径、平衡相的成核和生长行为以及它们如何影响材料性能的微观机制的系统研究。

本研究探讨了均质化处理对铸态亚共晶Al₆Fe合金（AA8030合金）微观结构和力学性能的影响，揭示了均质化过程中从亚稳态相到平衡相的转变机制，分析了共晶结构和亚稳态相的溶解路径以及平衡相的析出特征，并建立了相变与相应力学性能变化之间的关联，为高质量铝导体的生产提供了理论参考。

材料制备

采用商业纯Al（99.7 wt%）、纯Cu和Al-5wt%Fe母合金通过快速凝固铸造制备了亚共晶Al₆Fe合金。表1给出了合金的化学成分。除非另有说明，本研究中的合金成分均以重量百分比表示。铸造过程中使用了水冷钢模（20°C），冷却速率约为20 K/s。Al-0.55Fe合金的锭材在不同温度下进行了不同时间的均质化处理，然后水冷至室温。

铸态微观结构

图2(a)显示了铸态合金的晶粒结构，初级α-Al晶粒主要由胞状和胞状枝晶组成。初级α-Al晶粒的平均尺寸为237.6 μm，次级枝晶臂间距为81.7 μm，这是基于对500多个晶粒的测量结果得出的。图2(b)和(c)分别显示了铸态合金的OM和SEM图像。沿晶界分布着大量的含Fe相。

均质化过程中富Fe相的变化

在第3.2节中，与铸态合金相比，均质化后合金中的共晶结构消失，形成了Al₃Fe相。根据图6中的XRD结果，Al₆Fe向Al₃Fe的相变发生在均质化过程中。XRD图谱中除了Al₃Fe和Al₆Fe之外没有其他含Fe相的存在，表明没有其他含Fe相参与相变过程。

结论

本研究通过快速凝固铸造制备了一种亚共晶Al₆Fe合金，并研究了合金在均质化过程中的微观结构演变和力学性能变化，这些结果可以为高质量导体的生产过程提供实际指导。主要结论如下：

(1)

对于铸态合金，在约20 K/s的冷却速率下，大量的Al₆Fe相不连续地分布在晶界上。

作者贡献声明

唐浩清：撰写 – 审稿与编辑、原始草稿撰写、可视化处理、验证、软件使用、方法论设计、实验设计、数据分析、数据整理。李红英：撰写 – 审稿与编辑、项目监督、方法论指导、资金申请、概念构思。戴汉芳：撰写 – 审稿与编辑、项目监督、实验设计。赵京伟：撰写 – 审稿与编辑、项目监督、实验设计。胡向华：撰写 – 审稿与编辑、项目监督。

利益冲突声明

作者声明他们没有已知的财务利益或个人关系可能影响本文所述的工作。

致谢

本研究得到了国家自然科学基金（编号：52274403）的财政支持。